WO2007083808A1 - 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法 - Google Patents

耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2007083808A1
WO2007083808A1 PCT/JP2007/050969 JP2007050969W WO2007083808A1 WO 2007083808 A1 WO2007083808 A1 WO 2007083808A1 JP 2007050969 W JP2007050969 W JP 2007050969W WO 2007083808 A1 WO2007083808 A1 WO 2007083808A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
spring steel
strength
steel
strength spring
Prior art date
Application number
PCT/JP2007/050969
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Takuya Kochi
Hiroshi Yaguchi
Wataru Urushihara
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho filed Critical Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority to CN2007800018535A priority Critical patent/CN101365820B/zh
Priority to US12/160,913 priority patent/US8038934B2/en
Priority to EP07707232A priority patent/EP1985721B1/en
Priority to BRPI0706549A priority patent/BRPI0706549B1/pt
Priority to AT07707232T priority patent/ATE486147T1/de
Priority to CA2632407A priority patent/CA2632407C/en
Priority to DE602007010102T priority patent/DE602007010102D1/de
Publication of WO2007083808A1 publication Critical patent/WO2007083808A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/908—Spring

Definitions

  • the present invention relates to a spring steel having a high strength of 1900 MPa or more and particularly improved fracture resistance.
  • JP-A-6-306542 discloses a spring steel having improved fatigue strength by controlling the composition of non-metallic inclusions
  • JP-A-10-121201 discloses Has proposed a high-strength spring steel with improved slow L-cracking resistance by controlling the amount of P segregation at the prior austenite grain boundaries in steels having a martensitic structure.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 003-306747 discloses a spring steel force whose fatigue resistance is improved by controlling residual ⁇ .
  • fatigue strength is controlled by controlling the prior austenite grain size.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-105485 describes a high-strength spring steel in which the steel structure is a layered structure of martensite and ferrite to improve the hydrogen fatigue fracture resistance.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a spring steel having a high strength of 1900 MPa or more and excellent in brittle fracture resistance, and a method for producing the same.
  • a martensite structure As the metal structure of high-strength steel, a martensite structure is often applied. However, when strengthened by a martensite structure, the fracture characteristics vary greatly depending on the use conditions. In particular, when hydrogen is involved or when there is a notch, brittle fracture may occur along the prior austenite grain boundary or the fracture characteristics may deteriorate rapidly.
  • the present invention suppresses brittle fracture typified by prior austenite grain boundary fracture in order to maintain high fracture resistance regardless of the use conditions while increasing strength by utilizing the martensite structure. In view of the fact that it is important, the present invention has been completed by identifying the composition and structure of spring steel.
  • the spring steel of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.4 to 0.6%, Si: 1.4 to 3.0%, Mn: 0.1 to 1.0. %, Cr: 0.2 to 2.5%, P: 0.025% or less, S: 0.025% or less, N: 0.006% or less, A1: 0.1% or less, and 0: 0. Containing 0030% or less, balance Fe and unavoidable impurities, solid solution C content is 0.15% or less, Cr content contained as Cr-containing precipitates is 0.10% or less, represented by the following formula.
  • the TS value is 24.8% or more (Here, the TS value does not mean the tensile strength. The same applies hereinafter), and the prior austenite grain size was set to 10 m or less. Is.
  • [X] indicates mass% of the element X.
  • group A Mg: 1 OOppm or less, Ca: 1 OOppm or less, REM: 1.5 ppm or less
  • Group B B: 1 OOppm or less, Mo: 1) 0% or less
  • Group C Ni: l. 0% or less, Cu: l. 0% or less
  • Group D V: 0.3% or less, Ti: 0.1% or less,? ⁇ : 0. 1% or less, Zr: 0.1% or less
  • group A Mg: 1 OOppm or less, Ca: 1 OOppm or less, REM: 1.5 ppm or less
  • Group B B: 1 OOppm or less, Mo: 1) 0% or less
  • Group C Ni: l. 0% or less, Cu: l. 0% or less
  • Group D V: 0.3% or less, Ti: 0.1% or less,? ⁇ : 0. 1% or less, Zr: 0.1% or less
  • one or more elements can be added.
  • the spring steel manufacturing method of the present invention is a method for producing a steel having the above-described chemical composition, after subjecting the steel having the above chemical composition to a plastic cache having a true strain of 0.10 or more, and at 200 ° C or higher Average heating rate of 20KZs or less As above Tl: 850 ⁇ : L After heating to 100 ° C, the average cooling rate is 30KZs or more, quenching treatment is performed to 200 ° C or less, and then the average heating rate at 300 ° C or more is 20KZs or more After heating to a temperature T2 ° C or higher determined by the following formula, a tempering treatment is performed in which the residence time tl at 300 ° C or higher is 240 sec or less and cooled to 300 ° C or lower.
  • T2 8 * [Si] + 47 * [Mn] + 21 * [Cr] + 140 * [V] + 169 * [Mo] + 385
  • [X] indicates mass% of the element X.
  • the spring steel of the present invention since it has a tensile strength of 1900 MPa or more and has a stable fracture resistance regardless of the usage environment, it is used as a material for important safety parts such as suspension springs. It is suitable and can greatly contribute to the reduction of the environmental load by increasing the strength. Further, according to the production method of the present invention, the high-strength spring steel having excellent fracture resistance can be easily produced, and the productivity is excellent.
  • FIG. 1 is a heat treatment diagram showing a manufacturing process of the spring steel of the present invention.
  • FIG. 2 Explanatory diagram showing the four-point bending test procedure, (A) is an overall view and (B) is an enlarged view of a test piece.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between tensile strength and fracture life in Examples.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between tensile strength and brittle fracture surface ratio in Examples.
  • C is an element that affects the strength of the steel material. The higher the amount, the higher the strength. If it is less than 0.4%, the high strength of 1900 MPa or more intended by the present invention cannot be obtained. On the other hand, when C is increased beyond 0.6%, the amount of retained austenite after quenching and tempering increases, and the characteristics vary. In the case of suspension springs, if C is large, corrosion resistance deteriorates. Therefore, in the present invention, the lower limit of the amount of C is set to 0.4%, and the upper limit is set to 0.6%. [0012] Si: 1. 4 to 3.0%
  • Si is an element effective for improving the sag resistance necessary for the spring.
  • 1.4% or more of additive is required.
  • it is 1.7% or more, more preferably 1.9% or more.
  • Si promotes decarburization, so if it is added excessively, it will return due to decarburization of the steel surface and fatigue characteristics will deteriorate.
  • the upper limit of the Si content is 3.0%, preferably 2.8%, more preferably 2.5%.
  • Mn is a useful element for detoxification by forming S and MnS, which are harmful elements in steel, as well as being used as a deoxidizing element. 0. Less than 1% is too weak. However, segregation bands are easily formed during the solidification process during steel making, and if added excessively, variations in materials occur. For this reason, the lower limit of the amount of Mn is 0.1%, preferably 0.15%, more preferably 0.2%. Further, the upper limit is 1.0%, preferably 0.8%, more preferably 0.4%.
  • the Cr is effective in securing strength after tempering. It is also an important element for suspension springs that require corrosion durability in order to improve corrosion resistance. However, if added excessively, hard 0: rich carbide is formed, and the fracture characteristics deteriorate. In order to obtain the effects of corrosion resistance and corrosion durability, the lower limit of the Cr content should be 0.2%, preferably 0.4%, more preferably 0.7%. In consideration of deterioration of the fracture characteristics, the upper limit is set to 2.5%, preferably 2.3%, more preferably 2.0%.
  • the P content is limited to 0.025% or less. Preferably it is 0.015% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the amount of S is limited to 0.025% or less. Preferably it is 0.015% or less, more preferably It should be 0.010% or less.
  • N 0.006% or less
  • the upper limit is made 0.006%. Preferably it is 0.005% or less, more preferably 0.004% or less.
  • A1 is mainly added as a deoxidizing element.
  • N and A1N are formed, and N is fixed and detoxified, contributing to refinement of the structure.
  • A1 promotes decarburization, a large amount of A1 is not preferable for spring steel containing a large amount of Si.
  • Coarse A1 oxides are the starting point for fatigue destruction. For this reason, in the present invention, it is limited to 0.1% or less. Preferably, it is 0.07% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the lower limit is not limited, it is recommended that [Al] (mass%)> 2 X [N] (mass%) for reasons of N fixation.
  • the upper limit is set to 0.0030%. Preferably it is 0.0010% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • the spring steel of the present invention includes, in addition to the above basic components, the amount of solid solution C in the strength steel consisting of the balance Fe and inevitable impurities, the amount of Cr contained as Cr-containing precipitates (compound type Cr amount) and The TS value expressed in the notation is defined as follows.
  • Solid solution C amount 0.15% or less
  • the martensite of carbon steel is in a state where C is supersaturated as it is quenched, and the amount of solid solution decreases as C is precipitated as a carbide by tempering. Approaches the equilibrium composition.
  • solid solution C decreases by tempering
  • the strength of martensite decreases.
  • the tempering process may be performed at a low temperature for a short time. In this case, however, solid solution C cannot be completely precipitated, and it is easy to remain in the steel in a solid solution state after tempering.
  • various alloy elements are added to ensure the strength after tempering, the precipitation and growth of carbide is suppressed, so that solid solution C tends to remain.
  • solute C When solute C remains According to the knowledge of the present inventors, when the solid solution C is present in excess of 0.15%, brittle fracture tends to occur remarkably. For this reason, in the present invention, the amount of solute C is controlled to 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less, more preferably 0.07% or less.
  • C which has been dissolved in supersaturation, precipitates mainly as cementite by tempering.
  • an alloying element is added, the strength after tempering is ensured by precipitating special carbides other than cementite or by dissolving the cementite alloy element.
  • Cr dissolves in cementite and increases the hardness of cementite itself.
  • hard Cr-based carbides may be formed. This phenomenon is effective for securing the strength.
  • fracture characteristics since carbides harden, and cementite and Cr-based carbides are relatively coarse precipitates, stress concentration occurs in those precipitates, and the fracture characteristics are It will return and deteriorate. Therefore, to improve fracture characteristics, it is necessary to suppress the formation of Cr-containing precipitates during tempering.
  • the content of Cr-containing precipitates was controlled by regulating the Cr content (the compound-type Cr content) contained in Cr-containing precipitates in steel to 0.10% or less. Has been found to improve the fracture properties. For this reason, the upper limit of the amount of compound type Cr is made 0.10%, preferably 0.08%, more preferably 0.06%.
  • the TS value is an index that regulates the strength of steel after tempering, and is based on the amount of additive of each element of C, Si, Mn, Cr, V, and Mo, which greatly affects the strength after tempering. Calculated by the formula. 24. If it is less than 8%, it will be difficult to stably secure the strength of 1900 MPa or more required for high-strength spring steel. Therefore, the lower limit of the TS value is 24.8%, preferably 26.3%, more preferably 27.8%. Note that the magnification (coefficient) of the element amount in the TS formula is calculated based on example data described later.
  • the components of the high-strength spring steel of the present invention are as described above.
  • the basic group A has group A (Mg, Ca, REM) having an oxide softening action, and is effective in improving hardenability.
  • Mg 100ppm or less
  • Mg has an effect of softening the oxide, and preferably 0.1 ppm or more is added.
  • the upper limit is 10 ppm, preferably 50 ppm, more preferably 40 ppm.
  • Ca also has the effect of softening oxides, and also makes S harmless, which easily forms sulfides. In order to effectively obtain this action, it is preferable to add 0.1 ppm or more. However, if added too much, the properties of the oxide change, so the upper limit should be 10 ppm, preferably 50 ppm, more preferably 40 ppm.
  • REM rare earth element
  • the upper limit should be 1.5 ppm, preferably 0.5 ppm.
  • B Since B has the effect of improving hardenability, it is effective for obtaining a martensite structure from fine austenite. Also, fix N as BN to make it harmless. To obtain this effect effectively, Ippm or more is preferably added. On the other hand, excessive addition will form charcoal shelves. Therefore, the upper limit should be 50 ppm, preferably 15 ppm.
  • Mo also has an effect of improving hardenability, making it easy to obtain a martensite structure from fine austenite, and is an element effective for securing strength after tempering.
  • 0.1% or more is preferably added.
  • the content should be 0.15% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the upper limit is made 1.0%, preferably 0.7%, more preferably 0.5%.
  • Ni 1. 0% or less
  • Ni is effective for suppressing surface decarburization and improving corrosion resistance. To obtain this effect effectively, it is preferable to add 0.1% or more. In order to obtain a sufficient effect, 0.2% or more, preferably 0.25% or more is added. However, excessive addition increases the amount of retained austenite after quenching and causes variations in characteristics. For this reason, the upper limit is set to 1.0%, and considering the material cost, it is preferably 0.7%, and more preferably 0.5%.
  • Cu like Ni
  • the content should be 0.15% or more, preferably 0.2% or more.
  • the upper limit is set to 1.0%, and considering the material cost, the upper limit is preferably 0.7%, and more preferably 0.5%.
  • V forms carbonitrides and contributes to refinement of the structure. It is also effective in securing strength after tempering. To obtain such an action effectively, it is better to add 0.02% or more. In order to obtain a sufficient effect, the content should be 0.03% or more, preferably 0.05% or more. However, excessive addition increases the strength of the rolled material and makes peeling and wire drawing before quenching difficult. For this reason, the upper limit is made 0.3%, preferably 0.25%, more preferably 0.2%.
  • Ti forms carbonitrides and contributes to the refinement of the structure.
  • N and S are rendered harmless by forming nitrides and sulfides.
  • the upper limit is set to 0.1%, preferably 0.08%, and more preferably 0.06%.
  • Nb 0.1% or less
  • Nb also forms carbonitrides and contributes mainly to refinement of the structure. In order to obtain this effect effectively, 0.002% or more should be added. In order to obtain a sufficient effect, the content should be 0.003% or more, preferably 0.005% or more. However, excessive addition forms coarse carbonitride and degrades the toughness of the steel. Therefore, the upper limit is 0.1%, preferably 0.08%, more preferably 0.06%.
  • Zr forms carbonitride and contributes to refinement of the structure. In order to obtain this effect effectively, it is better to add 0.002% or more. In order to obtain a sufficient effect, the content should be 0.003% or more, preferably 0.005% or more. However, excessive addition forms coarse carbonitride and degrades the toughness of the steel. Therefore, the upper limit is 0.1%, preferably 0.08%, and more preferably 0.06%.
  • the chemical components of the spring steel of the present invention are as described above. Further, the yarn diameter is 10 m or less. Various characteristics of martensitic steel are better as the prior austenite grain size is finer, and the effect of refinement is particularly large with respect to fracture characteristics. In spring steel with a strength of 1900 MPa or more, which is the subject of this invention, it is necessary to control it to 10 m or less in order to improve the fracture characteristics. Preferably, below, more preferably below 6 m.
  • the spring steel of the present invention is composed of a tempered martensite structure in terms of yarn and texture, but may partially contain retained austenite in a volume ratio of 5% or less.
  • the spring steel of the present invention having the above components, yarn and weave has excellent fracture characteristics even though the tensile strength is 1900 MPa or more.
  • the tensile strength can be preferably 2000 MPa or more, more preferably 2100 MPa or more, and the spring can be further strengthened. be able to.
  • Tl 850 ⁇ : L100 ° C
  • a quenching process that cools to 200 ° C or less with an average cooling rate (CR1) of 30 KZs or higher after heating to (3), and then an average heating rate (HR2) at 300 ° C or higher of 20 KZs or higher.
  • T2 8 * [Si] + 47 * [Mn] + 21 * [Cr] + 140 * [V] + 169 * [Mo] + 385
  • [X] indicates mass% of the element X.
  • the plastic processing PW having a true strain of 0.1 or more is performed before quenching for the following reason.
  • Predetermined processing prior to quenching promotes uniform nucleation of austenite during heating during quenching. If the true strain is less than 0.10, the amount of plastic working is insufficient, and nucleation cannot be made uniform, and a prior austenite grain size of 10 / z m or less cannot be obtained.
  • the true strain applied during the plastic working is 0.1 or more, preferably 0.15 or more, more preferably 0.20 or more.
  • the average heating rate HR1 is set to 20 KZs or more, preferably 40 KZs or more, more preferably 70 KZs or more.
  • the average cooling rate CR1 after heating is set to 30 KZs or higher and to 200 ° C or lower is to obtain a martensite structure. Since the austenite grains before cooling are fine, complete quenching is achieved when the average cooling rate is less than 30 KZs. It is difficult to obtain an organization. Therefore, the average cooling rate CR1 is set to 30 KZs or more, preferably 50 KZs or more, more preferably 70 KZs or more.
  • the amount of solid solution C and the amount of compound type Cr are controlled.
  • solute C by precipitating solute C as carbides, it is necessary to use tempering conditions that take into account the effects of alloy components.
  • the lower limit of the tempering temperature is preferably T2 + 15 ° C, more preferably T2 + 30 ° C, and even more preferably T2 + 45 ° C. Note that the magnification (coefficient) of the element amount in the T2 calculation formula is calculated based on Example data described later.
  • the amount of compound type Cr is also controlled by tempering conditions. Solid solution of Cr in cementite and precipitation of Cr carbides occur at relatively high temperatures.
  • the average temperature increase rate HR2 at 300 ° C. or higher is set to 20 KZs or higher to suppress an increase in the amount of compound Cr in the temperature increase process up to T2.
  • the average rate of temperature rise is preferably 40 KZs or higher, more preferably 7 OKZs or higher. Then, heat it to a temperature of T2 or higher, hold it for an appropriate time (usually within the range of Osec or more and less than 240 seconds), and then cool it down.
  • the amount of compound Cr can be controlled to 0.1% or less by controlling the residence time in the temperature range of 300 ° C or higher, which is likely to increase the amount of compound Cr.
  • the time tl is preferably 90 sec or less, more preferably 2 Osec or less.
  • the grain size of prior austenite was measured in the following manner as a structural investigation. After cutting and collecting the observation sample so that the cross section of the steel material becomes the observation surface, embedding it in greaves, polishing it, etching the observation surface using a corrosive liquid mainly composed of picric acid, The former austenite grain boundary was revealed. Using an optical microscope, observation was performed at a magnification of 200 to 1000 times, and the prior austenite grain size was measured by a comparative method. The particle size was measured in at least 4 fields of view and the average value was obtained.
  • the average crystal grain size was calculated from the obtained crystal grain size according to the conversion formula described in the literature (Umemoto: “Crystal grain size number and crystal grain size”, 2 (1997), 29).
  • steel materials that were difficult to reveal prior austenite grain boundaries when tempered were subjected to heat treatment at 500 ° C for 2 to 12 hours for easy observation.
  • the amount of dissolved C in the steel material after tempering was calculated from the X-ray diffraction peak using the Rietveld method in the following manner.
  • the evaluation sample was cut, polished, and subjected to X-ray diffraction so that the cross section of the wire after tempering or the longitudinal cross section of the center of the wire became the evaluation surface.
  • For the evaluation of the amount of dissolved C at least two samples were prepared for each steel material, the above measurement was performed, and the average value was obtained.
  • the amount of compound-type Cr in the steel after tempering was determined by the electrolytic extraction method in the following manner.
  • a columnar sample with a diameter of 8 mm and a length of 20 mm was prepared from the tempered steel by wet cutting and cutting of the steel surface.
  • the sample was electrolyzed in an electrolytic solution (10% AA-based electrolytic solution) at 100 mA for 5 hours to electrodissolve the metallic Fe metal, and then the compound in the steel was collected from the electrolytic solution as a residue.
  • an Advantech Toyo membrane filter having a mesh diameter of 0.1 l ⁇ m was used as a filter for collecting the residue.
  • the fracture mode of the fractured material in the cathodic charge one-point bending test was investigated. After the completion of the 4-point bending test of the cathode charge, the fractured material was stored, and the fractured surface was observed at a magnification of 500 to 2000 using a scanning electron microscope (SEM). On the obtained fracture surface photograph, the ratio of the prior austenite grain boundary fracture, which is brittle fracture, was measured and used as the brittle fracture property index as the brittle fracture surface ratio. The lower the prior austenite grain boundary fracture, that is, the lower the brittle fracture surface ratio, the better the brittle fracture resistance.
  • the area ratio on the photograph of the former austenite grain boundary fracture portion was measured using image analysis software (Image Pro ver.4) from at least five fracture surface observation photographs.
  • the brittle fracture surface rate was evaluated based on 85% because the brittle fracture surface rate was 85% for SUP12, a practical suspension spring steel with a tensile strength of 1750MPa.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Springs (AREA)
  • Wire Processing (AREA)

Abstract

　本発明は１９００ＭＰａ以上の高強度を有し、しかも耐脆性破壊特性に優れたばね鋼およびその製造方法を提供する。本発明の高強度ばね鋼は、mass％でＣ：０．４～０．６％、Ｓｉ：１．４～３．０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｃｒ：０．２～２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｏ：０．００３０％以下を基本成分として含み、かつ固溶Ｃ量が０．１５％以下、Ｃｒ含有析出物として含まれるＣｒ量が０．１０％以下、下記式で表されるＴＳ値が２４．８％以上とされる。さらに、組織的には、旧オーステナイト粒径が１０μm 以下とされる。下記式中、［Ｘ］は元素Ｘのmass％を示す。 ＴＳ＝28.5*[C]＋4.9*[Si]＋0.5*[Mn]＋2.5*[Cr]＋1.7*[V]＋3.7*[Mo]

Description

耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法 技術分野
[0001] 本発明は、 1900MPa以上の高強度であって、特に耐破壊特性を改善したばね鋼に 関する。
背景技術
[0002] 近年、環境負荷軽減の観点から、自動車の高燃費化に対する技術開発が盛んに 行われている。自動車部品である弁ばねや懸架ばねについては、設計応力の上昇、 サイズの小型化が検討されており、使用ばね鋼の高強度化が求められている。しかし 、一般的に金属材料を高強度化すると疲労や遅; «壊に代表される耐破壊特性が 劣化する。このため、高強度化を図る場合、耐破壊特性との両立が課題となる。
[0003] このような課題に対して、例えば特開平 6-306542号公報には非金属介在物組成 を制御することで疲労強度を向上したばね用鋼が、また特開平 10-121201号公報 にはマルテンサイト組織を有する鋼材の旧オーステナイト粒界の P偏析量を制御する ことで、耐遅 L¾壊特性を向上させた高強度ばね鋼が提案されている。また、特開 2 003-306747号公報には残留 γを制御することで耐疲労特性を向上させたばね鋼 力 また特開 2003-213372号公報では、旧オーステナイト結晶粒度を制御すること で耐疲労特性を向上させたばね鋼が提案されている。その他、特開 2003- 105485 号公報には、鋼組織をマルテンサイトとフェライトの層状組織とすることで耐水素疲労 破壊特性を向上させた高強度ばね鋼が記載されている。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0004] 弁ばね、懸架ばねなど、折損が重大事故につながるような重要保安部品の素材と して用いられるばね鋼は、高強度化を図った場合でも十分かつ安定した耐破壊脆性 が求められる。
し力しながら、従来のばね鋼は、引張強さが 1900MPa以上の高強度化を図った 場合、十分な耐破壊特性が実現されるに至って!/、な!、。 本発明は、上記のような状況に鑑みてなされたものであり、 1900MPa以上の高強 度を有し、し力ゝも耐脆性破壊特性に優れたばね鋼およびその製造方法を提供するこ とを目的とする。
課題を解決するための手段
[0005] 高強度鋼の金属組織としてはマルテンサイト組織が適用されることが多いが、マル テンサイト組織によって強化した場合、使用条件によって破壊特性が大きく変化する 。特に水素が関与する場合や切り欠きを有するとき、旧オーステナイト粒界に沿った 脆性破壊が生じやすぐ破壊特性が急激に劣化する場合がある。本発明は、マルテ ンサイト組織を活用して高強度化を図りながら、使用条件によらず安定した耐破壊特 性を保持するためには、旧オーステナイト粒界破壊に代表される脆性破壊を抑制す ることが重要であるとの見地から、ばね鋼の成分、組織を特定し、本発明を完成させ たものである。
[0006] すなわち、本発明のばね鋼は、化学成分が、 mass%で C : 0. 4〜0. 6%、 Si: 1. 4 〜3. 0%、 Mn: 0. 1〜1. 0%、 Cr: 0. 2〜2. 5%、 P : 0. 025%以下、 S : 0. 025% 以下、 N: 0. 006%以下、 A1: 0. 1%以下、および 0 : 0. 0030%以下を含み、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、かつ固溶 C量が 0. 15%以下、 Cr含有析出物と して含まれる Cr量が 0. 10%以下、下記式で表される TS値が 24. 8%以上とされ (こ こで、 TS値は引っ張り強度を意味するものではない。この点については以下同様で ある。）、旧オーステナイト粒径が 10 m以下とされたものである。
TS = 28.5*[C]+4.9*[Si] + 0.5*[Mn] + 2.5*[Cr] + 1.7*[V] + 3.7*[Mo]
但し、 [X]は元素 Xの mass %を示す。
[0007] 本発明のばね鋼において、化学成分として、さらに A群（Mg: 1 OOppm以下、 Ca : 1 OOppm以下、 REM： 1. 5ppm以下）、 B群（B： 1 OOppm以下、 Mo： 1. 0%以下）、 C 群 (Ni: l. 0%以下、 Cu: l. 0%以下）、 D群 (V: 0. 3%以下、 Ti: 0. 1%以下、？^： 0. 1%以下、 Zr: 0. 1%以下）の元素から 1種又は 2種以上の元素を添加することが できる。
[0008] また、本発明のばね鋼の製造方法は、上記化学成分を有する鋼に対して、真ひず みが 0. 10以上の塑性カ卩ェを施した後、 200°C以上での平均昇温速度を 20KZs以 上として Tl : 850〜： L 100°Cに加熱した後、平均冷却速度 30KZs以上として 200°C 以下まで冷却する焼入れ処理を施し、その後、 300°C以上での平均昇温速度を 20 KZs以上として下記式によって定まる温度 T2°C以上に加熱した後、 300°C以上で の滞在時間 tlを 240sec以下として 300°C以下まで冷却する焼戻し処理を施すもの である。
T2 = 8*[Si] + 47*[Mn] + 21*[Cr] + 140*[V] + 169*[Mo] + 385
但し、 [X]は元素 Xの mass %を示す。
発明の効果
[0009] 本発明のばね鋼によれば、 1900MPa以上の引張強さを有しながら、使用環境に 拘わらず、安定した耐破壊特性を有するので、懸架ばね等の重要保安部品の素材と して好適であり、高強度化による環境負荷の低減に大きく寄与することができる。また 、本発明の製造方法によれば、上記耐破壊特性に優れた高強度ばね鋼を容易に製 造することができ、生産性に優れる。
図面の簡単な説明
[0010] [図 1]本発明のばね鋼の製造プロセスを示す熱処理線図である。
[図 2]4点曲げ試験要領を示す説明図であり、（A)は全体図、（B)は試験片拡大図で ある。
[図 3]実施例における引張強度と破断寿命との関係を示すグラフ図である。
[図 4]実施例における引張強度と脆性破面率との関係示すグラフ図である。
発明を実施するための最良の形態
[0011] まず、本発明のばね鋼の化学成分、その含有範囲の限定理由について説明する。
単位は全て mass%である。
C : 0. 4〜0. 6%
Cは鉄鋼材料の強度に影響する元素であり、増量するほど高強度が得られる。 0. 4 %未満では、本発明が企図する 1900MPa以上の高強度が得られないようになる。 一方、 Cを 0. 6%を超えて増量すると、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が増 加し、特性がばらつくようになる。また、懸架ばねの場合、 Cが多いと耐食性が劣化す る。このため、本発明では C量の下限を 0. 4%とし、その上限を 0. 6%とする。 [0012] Si: 1. 4〜3. 0%
Siはばねに必要な耐へたり性の向上に有効な元素である。本発明の対象とするば ねの強度クラスに必要な耐へたり性を得るためには 1. 4%以上の添カ卩が必要である 。好ましくは 1. 7%以上、より好ましくは 1. 9%以上とするのがよい。一方、 Siは脱炭 を促進するため、過度に添加すると鋼材表面の脱炭により返って疲労特性が劣化す る。このため、 Si量の上限を 3. 0%とし、好ましくは 2. 8%、更に好ましくは 2. 5%と するのがよい。
[0013] Mn: 0. 1〜1. 0%
Mnは脱酸元素として利用されるとともに、鋼中の有害元素である Sと MnSを形成し て無害化するために有益な元素である。 0. 1%未満では力かる効果が過少である。 しかし、製鋼時の凝固過程で偏析帯を形成し易ぐ過度に添加すると材質のばらつき を生じる。このため、 Mn量の下限を 0. 1%とし、好ましくは 0. 15%、より好ましく 0. 2 %とするのがよい。また、その上限を 1. 0%とし、好ましくは 0. 8%、より好ましくは 0. 4%とするのがよい。
[0014] Cr: 0. 2〜2. 5%
Crは焼戻し後の強度確保に有効である。また耐食性を向上させるため、腐食耐久 性が必要な懸架ばねには重要な元素である。しかし、過度に添加すると硬質の 0:リ ツチな炭化物を形成し、破壊特性が劣化する。耐食性および腐食耐久性の効果を得 るには Cr量の下限を 0. 2%とし、好ましくは 0. 4%、より好ましくは 0. 7%とするのが よい。また、破壊特性の劣化を考慮するとその上限を 2. 5%とし、好ましくは 2. 3%、 より好ましくは 2. 0%とするのがよい。
[0015] P : 0. 025%以下
Pは鋼材の破壊特性を劣化させる有害元素であるため低減することが重要である。 このため、 P量は 0. 025%以下に止める。好ましくは 0. 015%以下、更に好ましくは 0. 01%以下とするのがよい。
[0016] S : 0. 025%以下
Sは鋼材の破壊特性を劣化させる有害元素であるため低減することが重要である。 このため、 S量は 0. 025%以下に止める。好ましくは 0. 015%以下、更に好ましくは 0. 010%以下とするのがよい。
[0017] N: 0. 006%以下
Nは固溶状態で存在すると鋼材の破壊特性を劣化させる。ただし、 Al、 Tiなど窒ィ匕 物を形成する元素を含有する場合は、組織微細化に有効に作用する場合もある。本 発明では、固溶 Nを極力低減させるために、上限を 0. 006%とする。好ましくは 0. 0 05%以下、更に好ましくは 0. 004%以下とするのがよい。
[0018] A1: 0. 1%以下
A1は主に脱酸元素として添加される。また、 Nと A1Nを形成し、 Nを固定して無害化 するのにカ卩えて、組織微細化にも寄与する。しかし、 A1は脱炭を促進するため、 Siを 多く含有するばね鋼では A1の多量添カ卩は好ましくない。また、粗大な A1酸ィ匕物は疲 労破壊の起点となる。このため、本発明では、 0. 1%以下に制限する。好ましくは、 0 . 07%以下、更に好ましくは 0. 05%以下とするのがよい。下限については限定して いないが、 N固定の理由から、 [Al] (mass%) > 2 X [N] (mass%)とするのがよい。
[0019] 0 : 0. 0030%以下
鋼中の o (酸素）量が増加すると粗大酸化物が形成され、破壊の起点となる。このた め、本発明においては上限を 0. 0030%とする。好ましくは 0. 0020%以下、更に好 ましくは 0. 0015%以下とするのがよい。
[0020] 本発明のばね鋼は、上記基本成分の他、残部 Feおよび不可避的不純物からなる 力 鋼中の固溶 C量、 Cr含有析出物として含まれる Cr量 (化合物型 Cr量)および下 記式で表される TS値が以下のとおり規定される。
固溶 C量 : 0. 15%以下
炭素鋼のマルテンサイトは、焼入れをしたままでは Cを過飽和に固溶した状態にあ り、焼戻しによって Cが炭化物として析出することで固溶量は減少し、焼戻しが十分 行われると熱力学的平衡組成に近づく。もっとも焼戻しにより固溶 Cが減少するとマ ルテンサイトの強度は低下する。高強度を得るためには焼戻し処理を低温、短時間 で行えばよいが、この場合、固溶 Cが析出しきれず、焼戻し後も固溶状態で鋼中に残 存し易い。また、焼戻し後の強度を確保するために各種合金元素を添加すると、炭 化物の析出'成長が抑制されるため、固溶 Cが残存し易くなる。固溶 Cが残存すると 強度は得られる力 本発明者らの知見によると、固溶 Cが 0. 15%を超えて過剰に存 在すると、脆性破壊が顕著に生じ易くなる。このため、本発明では固溶 C量を 0. 15 %以下に制御する。好ましくは 0. 12%以下、更に好ましくは 0. 07%以下とするのが よい。
[0021] 化合物型 Cr量: 0. 10%以下
過飽和に固溶していた Cは、焼戻しによって主にセメンタイトとして析出する。合金 元素を添加した場合は、セメンタイト以外の特殊炭化物を析出したり、セメンタイト〖こ 合金元素が固溶することで、焼戻し後の強度が確保される。特に Crが添加されてい る場合、 Crはセメンタイトに固溶してセメンタイト自体の硬さを上昇させる。また、硬質 の Cr系炭化物を形成する場合もある。この現象は強度確保には有効である。一方、 破壊特性については、炭化物が硬質化することや、さらにはセメンタイトや Cr系炭化 物は比較的粗大な析出物であることから、それらの析出物に応力集中が生じて、破 壊特性は返って劣化するようになる。このため、破壊特性を改善するには、焼戻し時 に Cr含有析出物の生成を抑制する必要がある。本発明者らの実験によれば、鋼中 の Cr含有析出物に含まれる Cr量 (ィ匕合物型 Cr量)を 0. 10%以下に規制することに より、 Cr含有析出物の生成が抑制され、破壊特性が向上することが見出された。この ため、化合物型 Cr量の上限を 0. 10%とし、好ましくは 0. 08%、より好ましくは 0. 06 %とするのがよい。
[0022] TS値： 24. 8%以上
但し、 TS = 28.5*[C]+4.9*[Si] + 0.5*[Mn] + 2.5*[Cr] + 1.7*[V] + 3.7*[Mo]
TS値は焼き戻し後の鋼の強度を規定する指標であり、焼戻し後の強度に大きく影 響する C, Si, Mn, Cr, V, Moの各元素の添カ卩量に基づいて上記 TS式により算出 される。 24. 8%未満では、高強度ばね鋼に求められる 1900MPa以上の強度を安 定的に確保することが困難になる。このため、 TS値の下限を 24. 8%とし、好ましくは 26. 3%、より好ましくは 27. 8%とするのがよい。なお、 TS式における元素量の倍率 (係数）は、後述の実施例データに基づいて算出されたものである。
[0023] 本発明の高強度ばね鋼の成分は以上のとおりであるが、前記基本成分に酸化物の 軟質化作用を有する A群 (Mg、 Ca、 REM)、焼入れ性の向上に有効な B群 (B、 Mo )、表層脱炭の抑制および耐食性向上に有効な C群 (Ni、 Cu)、炭窒化物を形成し、 組織微細化に有効な D群 (V、 Ti、 Nb、 Zr)の元素から 1種又は 2種以上の元素（特 性向上元素）を添加することができる。
以下、上記特性向上元素の添加量、その限定理由について詳細に説明する。
[0024] Mg : 100ppm以下
Mgは酸化物を軟質化する効果があり、好ましくは 0. Ippm以上添加するのがよい 。しかし、過度に添加すると酸ィ匕物の性質が変化するため、その上限を lOOppmとし 、好ましくは 50ppm、より好ましくは 40ppmとするのがよい。
[0025] Ca: 100ppm以下
Caも酸化物を軟質化する効果があり、また硫化物を形成し易ぐ Sを無害化する。こ の作用を効果的に得るには 0. Ippm以上添加することが好ましい。しかし、過度に添 加すると酸化物の性質が変化するため、その上限を lOOppmとし、好ましくは 50ppm 、より好ましくは 40ppmとするのがよい。
[0026] REM： 1. 5ppm以下
REM (希土類元素)も酸化物を軟質化する効果があり、好ましくは 0. Ippm以上添 加するのがよい。しかし、過度に添加すると酸ィ匕物の性質が変化するため、その上限 を 1. 5ppmとし、好ましくは 0. 5ppmとするのがよい。
[0027] B: lOOppm以下
Bは焼入れ性を向上させる作用があるため、微細オーステナイトからマルテンサイト 組織を得るのに有効である。また、 Nを BNとして固定して無害化する。この作用を効 果的にを得るには Ippm以上添加が好ましい。一方、過度の添加は炭棚化物を形成 するようになる。このため、その上限を 50ppmとし、好ましくは 15ppmとするのがよい
[0028] Mo : 1. 0%以下
Moも焼入れ性を向上させ、微細オーステナイトからマルテンサイト組織を得やすく する作用を有し、また焼戻し後の強度確保に有効な元素である。これらの作用を効 果的に得るためには 0. 1%以上添加することが好ましい。十分な効果を得るために 0 . 15%以上、より好ましくは 0. 2%以上とするのがよい。しかし、過度に添加すると圧 延材の強度が上昇して焼入れ前のピーリングや伸線力卩ェが困難になる。このため、 その上限を 1. 0%とし、好ましくは 0. 7%、更に好ましくは 0. 5%とするのがよい。
[0029] Ni: 1. 0%以下
Niは、表層脱炭の抑制、耐食性向上に有効であり、この作用を効果的に得るには 0 . 1%以上添加することが好ましい。十分な効果を得るには、 0. 2%以上、好ましくは 0. 25%以上添加するとよい。しかし、過度に添加すると焼入れ後の残留オーステナ イト量が増加し、特性にばらつきが生じるようになる。このため、上限を 1. 0%とし、材 料コストを考慮すると、好ましくは 0. 7%、更に好ましくは 0. 5%とするのがよい。
[0030] Cu: l. 0%以下
Cuも Niと同様、表層脱炭の抑制、耐食性向上に有効であり、更に硫化物を形成し Sを無害化する効果もある。これら作用を効果的に得るには 0. 1%以上添加すること が好ましい。十分な効果を得るには、 0. 15%以上、好ましくは 0. 2%以上とするの がよい。なお、 Cu力 . 5%を超える場合は、 Cu添カ卩量以上の Niを共に添加すること が好ましい。一方、過度に添加すると熱間加工時に割れを発生させるおそれが生じ る。このため、その上限を 1. 0%とし、材料コストを考慮すると、好ましくは 0. 7%、更 に好ましくは 0. 5%とするのがよい。
[0031] V: 0. 3%以下
Vは炭窒化物を形成して組織微細化に寄与する。また、焼戻し後の強度確保にも 効果的である。このような作用を効果的に得るには 0. 02%以上添加するのがよい。 十分な効果を得るには 0. 03%以上、好ましくは 0. 05%以上とするのがよい。しかし 、過度に添加すると圧延材の強度が上昇して焼入れ前のピーリングや伸線加工を困 難にする。このため、上限を 0. 3%とし、好ましくは 0. 25%、より好ましくは 0. 2%と するのがよい。
[0032] Ti: 0. 1%以下
Tiは炭窒化物を形成し、組織の微細化に寄与する。また窒化物、硫化物を形成す ることで、 N、 Sを無害化する。これらの作用を効果的に得るには、好ましくは 0. 01% 以上、より好ましくは 0. 02%以上、さらに好ましくは 0. 03%以上添カ卩し、 [Ti] > 3. 5 X [N]を満たすように添加することが望ましい。ただし、過度に添加すると粗大な Ti Nを形成して靭延性を劣化するおそれがある。このため、その上限を 0. 1%とし、好 ましくは 0. 08%、更に好ましくは 0. 06%とするのがよい。
[0033] Nb : 0. 1%以下
Nbも炭窒化物を形成し、主に組織微細化に寄与する。この作用を効果的に得るた めには 0. 002%以上添加するのがよい。十分な効果を得るには 0. 003%以上、好 ましくは 0. 005%以上とするのがよい。しかし、過度の添加は粗大炭窒化物を形成し 、鋼材の靭延性を劣化させる。このため、その上限を 0. 1%とし、好ましくは 0. 08% 、更に好ましくは 0. 06%とするのがよい。
[0034] Zr: 0. 1%以下
Zrは炭窒化物を形成し、組織微細化に寄与する。この作用を効果的に得るために は 0. 002%以上添加するのがよい。十分な効果を得るには 0. 003%以上、好ましく は 0. 005%以上とするのがよい。しかし、過度の添加は粗大炭窒化物を形成し、鋼 材の靭延性を劣化させる。このため、その上限を 0. 1%とし、好ましくは 0. 08%、更 に好ましくは 0. 06%とするのがよい。
[0035] 本発明のばね鋼の化学成分は上記のとおりである力 さらに糸且織上、旧オーステナ イト粒径が 10 m以下とされる。マルテンサイト鋼の諸特性は、旧オーステナイト粒 径が微細なほど良好であり、特に破壊特性に関しては微細化の効果が大きい。本発 明が対象とする 1900MPa以上の強度を有するばね鋼において、破壊特性を向上さ せるには、 10 m以下に制御することが必要である。好ましくは 以下、更に好 ましくは 6 m以下とするのがよい。なお、本発明のばね鋼は、糸且織的には焼き戻し マルテンサイト組織で構成されるが、体積率で 5%以下の範囲で一部残留オーステ ナイトを含んでもよい。
[0036] 以上の成分、糸且織を有する本発明のばね鋼は、引張強さが 1900MPa以上である にも拘わらず、優れた破壊特性を兼備したものとなる。引張強さについては、本発明 の範囲内で成分、組織を調整することで、引張強さを好ましくは 2000MPa以上、更 に好ましくは 2100MPa以上とすることができ、ばねをより一層高強度化することがで きる。
[0037] 次に、本発明の高強度ばね鋼の製造方法について説明する。 本発明の製造方法は、上記化学成分を有する鋼材を常法により製造した後、図 1 に示すように、 (1)その鋼材に対して、真ひずみが 0. 10以上の塑性加工 (PW)を施 す加工工程と、 (2)この塑性カ卩ェ (PW)を鋼材に施した後、 200°C以上での平均昇 温速度 (HR1)を 20KZs以上として Tl : 850〜： L100°Cに加熱した後、平均冷却速 度（CR1)を 30KZs以上として 200°C以下まで冷却する焼入れ処理工程と、 (3)その 後、 300°C以上での平均昇温速度 (HR2)を 20KZs以上として下記式によって定ま る焼戻し温度の下限 T2 (°C)以上に加熱した後、 300°C以上の滞在時間 tlを 240se c以下として 300°C以下まで冷却する焼戻し処理工程とを備える。
T2 = 8*[Si] + 47*[Mn] + 21*[Cr] + 140*[V] + 169*[Mo] + 385
但し、 [X]は元素 Xの mass %を示す。
[0038] 前記加工工程において、焼入れ前に真ひずみが 0. 1以上の塑性加工 PWを施す のは以下の理由による。焼入れ前に所定の加工を施しておくことにより、焼き入れの 際の加熱時にオーステナイトの核生成の均一化が促進される。真ひずみ 0. 10未満 であると塑性加工量が不十分であり、核生成の均一化を図ることができず、 10 /z m 以下の旧オーステナイト粒径を得ることができないようになる。このため、塑性加工の 際に付与する真ひずみは 0. 1以上とし、好ましくは 0. 15以上、更に好ましくは 0. 20 以上とするのがよい。
[0039] 前記焼入れ処理工程において、焼入れの際の加熱を 200°C以上での平均昇温速 度 HR1を 20KZs以上として Tl : 850〜： L100°Cに加熱するのは以下の理由による。 昇温速度を速くすることで、焼入れ前の加工工程で導入したひずみを極力低減させ ないようにし、核生成の均一化を図る。このとき平均昇温速度 HR1が 20KZs未満で あるとカ卩ェ工程で導入したひずみが回復してしま 、、オーステナイトの均一核生成が 得られないようになる。このため、平均昇温速度 HR1を 20KZs以上とし、好ましくは 40KZs以上、更に好ましくは 70KZs以上とするのがよい。また、加熱温度 T1を 85 0〜： L 100°Cとすることで、結晶粒成長を抑制する炭窒化物の溶解を防止して微細な オーステナイト粒を得ることができる。加熱後の平均冷却速度 CR1を 30KZs以上と して 200°C以下まで冷却するのは、マルテンサイト組織を得るためである。冷却前の オーステナイト粒が微細なため、平均冷却速度が 30KZs未満であると完全な焼入 れ組織を得るのが困難である。このため、平均冷却速度 CR1を 30KZs以上とし、好 ましくは 50KZs以上、更に好ましくは 70KZs以上とするのがよ 、。
[0040] 前記焼戻し処理工程において、固溶 C量の制御と化合物型 Cr量の制御を行う。固 溶 Cを炭化物として析出させて固溶 Cを低減するには、合金成分の影響を考慮した 焼戻し条件にする必要がある。焼戻し温度の下限を上記 T2式から算出される温度 以上に制御することで、固溶 Cを 0. 15%以下に低減することができる。焼戻し温度（ 加熱温度）の下限は、好ましくは T2+ 15°C、より好ましくは T2 + 30°C、さらに好まし くは T2+45°Cとするのがよい。なお、 T2算出式における元素量の倍率 (係数）は、 後述の実施例データに基づいて算出されたものである。
[0041] 化合物型 Cr量も焼戻し条件によって制御される。 Crのセメンタイトへの固溶や、 Cr 系炭化物の析出は比較的高温で生じる。本発明では焼戻しの際の昇温時、 300°C 以上での平均昇温速度 HR2を 20KZs以上として T2までの昇温過程での化合物型 Cr量の増加を抑制する。好ましくは平均昇温速度を 40KZs以上、更に好ましくは 7 OKZs以上とするのがよい。そして、 T2以上の温度に加熱し、適切な時間（通常、 Os ec以上、 240sec未満の範囲内）保持した後、冷却するが、このとき 300°C以上に滞 在する時間 tlを 240sec以下にすることにより、焼戻し温度での保持から冷却過程で の化合物型 Cr量の増加を抑制する。このように、化合物型 Cr量が増加する可能性 の大きい 300°C以上の温度域での滞在時間の制御によって、化合物型 Cr量を 0. 1 %以下に制御することができる。時間 tlは、好ましくは 90sec以下、更に好ましくは 2 Osec以下とするのがよい。
以下、本発明を実施例を挙げてより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例 により限定的に解釈されるものではない。
実施例
[0042] 下記表 1及び 2に示す鋼を真空溶解し、常法による熱間鍛造、熱間圧延を経て直 径 16mmの鋼材に成形した。この鋼材は、表 3〜6に示す条件にて、伸線加工した後 、焼入れ処理、焼戻し処理を行った。焼入れ焼戻し処理には、汎用電気炉、ソルトバ ス、高周波加熱炉を使用し、鋼材表面に熱電対を取り付けることにより温度を測定し 、熱処理条件を制御した。なお、表 1、表 2中の「REM」の値は、 La、 Ce、 Pr、 Ndの 合計量を意味する。また、焼戻し温度における保持時間は 0〜3000sec (tlが発明 条件を満足するものについては Osec以上、 240sec未満）の範囲内で設定した。
[0043] このようにして製作された焼戻し後の鋼材を用い、組織調査として旧オーステナイト 粒径を以下の要領にて測定した。鋼材の横断面が観察面となるように観察用試料を 切断、採取して、榭脂に埋め込み、研磨を行った後、ピクリン酸を主体とした腐食液 を用いて観察面をエッチングして、旧オーステナイト粒界を現出させた。光学顕微鏡 を用いて、倍率 200〜1000倍で観察し、比較法によって旧オーステナイト結晶粒度 を測定した。粒度測定は、少なくとも 4視野以上で行い、平均値を求めた。得られた 結晶粒度を、文献 (梅本：「結晶粒度番号と結晶粒径」、ふえらむ、 2 (1997) , 29)に 記載の変換式によって平均結晶粒径を算出した。また、焼戻しままでは旧オーステ ナイト粒界が現出しにくい鋼材については、粒界を現出し易くさせるために 500°Cで 2〜12時間の熱処理を施し、観察に供した。
[0044] また、焼戻し後の鋼材中の固溶 C量を、以下の要領にて X線回折ピークからリート ベルト法を用いて算出した。焼戻し後の線材横断面または線材中心縦断面が評価 面となるように評価試料を切断し、研磨して X線回折に供した。固溶 C量の評価は、 各鋼材について少なくとも 2個以上の試料を作製して、上記測定を実施し、平均値を 求めた。
[0045] また、焼戻し後の鋼材中の化合物型 Cr量を以下の要領で電解抽出法により求めた 。焼戻し後の鋼材から、湿式切断加工、鋼材表面の切削加工によって、直径 8mm、 長さ 20mmの円柱状の試料を作製した。試料を電解液（10%AA系電解液）中にて 100mA, 5時間、電解処理して母相の金属 Feを電気溶解した後、電解液から鋼中 の化合物を残渣として採取した。このとき、残渣を採取するためのフィルタ一は、メッ シュ直径 0. l ^ mのアドバンテック東洋製メンブランフィルターを使用した。採取され た化合物中の Cr量: wCr[g]を測定し、電気溶解前後のサンプルの重量変化 AW[ g]をもとに、化合物を形成して 、る Cr量の鋼中に含まれる割合 Wp (Cr)を、 Wp (Cr) =wCr/ AWX 100 (mass%)から算出した。介在物評価は、各鋼材について少なく とも 3個以上の試料を作製して上記測定を実施し、その平均値を求めた。これらの調 查結果を表 3〜6に併せて示す。 [0046] さらに、得られた試料の鋼材を用いて、引張試験、耐水素脆化試験を行った。 引張試験は、焼戻し後の鋼材から、丸棒引張試験片を加工して以下の要領で実施 した。万能試験機を用いて、クロスヘッドスピード lOmmZminで行い、引張強度を測 定し、強度の評価指標とした。
[0047] 耐水素脆ィ匕試験として、焼戻し後の鋼材から、平板試験片（65mm長さ X 10mm幅
X I. 5mm厚）を加工し、陰極チャージ一 4点曲げ試験を行った。陰極チャージ一 4点 曲げ試験は、図 2に示すように、曲げ応力（1400MPa)を負荷した試験片 Sを酸溶液 (0.5mol/l H2 SO4+0.01mol/l KSCN) 中で電位：- 700mVで陰極チャージして、チヤ ージ開始から破断までの時間を破断寿命として測定するものであり、この破断寿命を 耐水素脆化特性の評価指標とした。破断寿命が lOOOsec以上であれば実環境での 水素脆ィ匕に耐え得るため、 lOOOsecを基準として耐水素脆化特性を評価した。図 2 において、 11は白金電極、 12は標準電極（SC)である。
[0048] さらに、耐脆性破壊特性を評価するため、陰極チャージ一 4点曲げ試験の破断材 の破壊形態を調査した。陰極チャージ一 4点曲げ試験の終了後、破断材を保管して おき、走査型電子顕微鏡 (SEM)を用いて、破断面を倍率 500〜2000倍で観察し た。得られた破面写真上で、脆性破壊である旧オーステナイト粒界破壊の占める割 合を測定し、脆性破面率として脆性破壊特性の指標とした。旧オーステナイト粒界破 壊が少ない、すなわち脆性破面率が低いほど、耐脆性破壊特性が優れる。脆性破 面率の評価では、少なくとも 5視野以上の破面観察写真から、画像解析ソフト (Image Pro ver.4)を用いて旧オーステナイト粒界破壊部の写真上での面積率を測定した。 脆性破面率については、引張強度 1750MPaクラスの実用懸架ばね鋼 SUP12の場 合、脆性破面率が 85%であることから、 85%を基準として評価した。
これらの試験結果を表 3〜6に併せて示す。また、引張強度と破断寿命との関係を 整理したグラフを図 3に、引張強度と脆性破面率との関係を整理したグラフを図 4に 示す。
[0049] 表 3〜6、図 3、図 4より、本発明の成分、製造条件をすベて満たす発明例（図 3,図 4中の〇、表中試料 No.に *記号のないもの）は、 1900MPa以上の高強度を有しな がら、破断寿命が lOOOsec以上の優れた耐水素脆化特性を有するのに加えて、脆 性破面率が 85%以下となっており、脆性破壊が十分かつ安定的に抑制されることが わかる。一方、本発明条件を満たさない比較例では、 1900MPa以上の引張強度、 基準値を満足する耐水素脆化特性、耐脆性破壊特性を兼備できず、高強度化が図 られても、安定した耐破壊特性が要求される部材、例えば懸架ばねの素材として適 用上問題のあることがわかる。
[表 1]
[zm [leoo]
Figure imgf000017_0001
91-
6960S0/.00Zdf/X3d 808£80/.00Ζ OAV
Figure imgf000018_0001
(注） 鋼種 No.に 「*J 記号を付したものは比較成分、 その他発明成分
Figure imgf000019_0001
《注） 鋼種 NoJこ 「*」 記号を付したものは比較例、 その他発明例
s 〔〕^0052w
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000020_0002
鋼種 No.に 『*」 記号を付したものは比較例、 その他発明例
Figure imgf000021_0001
Figure imgf000021_0002
NO.に 「*』 記号を付したものは比較例、 その他発明例
Figure imgf000023_0001
(注） 鋼種 No,に 「*」 記号を付したものは比較例、 その他発明例

Claims

請求の範囲
[1] 化学成分が、 mass%で
C:0.4〜0.6%、Si:l.4〜3.0%、Mn:0.1〜1.0%、Cr:0.2〜2.5%、 P:0 .025%以下、 S:0.025%以下、 N:0.006%以下、 A1:0. 1%以下、および 0:0. 0030%以下を含み、残部 Feおよび不可避的不純物からなり、
かつ固溶 C量が 0.15%以下、 Cr含有析出物として含まれる Cr量が 0. 10%以下 、下記式で表される TS値が 24.8%以上とされ、
TS = 28.5*[C] + 4.9*[Si] + 0.5*[Mn] + 2.5*[Cr] + 1.7*[V] + 3.7*[Mo]
(但し、 [X]は元素 Xの mass %を示す。）
旧オーステナイト粒径が 10 m以下とされた、耐脆性破壊特性に優れた高強度ば ね鋼。
[2] 化学成分として、さらに Mg: lOOppm以下、 Ca: lOOppm以下、 REM: 1.5ppm以 下のうち 1種又は 2種以上を含む請求項 1に記載した高強度ばね鋼。
[3] 化学成分として、さらに B: lOOppm以下、 Mo:l.0%以下のうち 1種又は 2種を含 む請求項 1又は 2に記載した高強度ばね鋼。
[4] 化学成分として、さらに Ni: 1.0%以下、 Cu:l.0%以下のうち 1種又は 2種を含む 請求項 1から 3のいずれか 1項に記載した高強度ばね鋼。
[5] 化学成分として、さらに V:0.3%以下、 Ti:0.1%以下、 Nb:0.1%以下、 Zr:0.
1%以下のうち 1種又は 2種以上を含む請求項 1から 4のいずれか 1項に記載した高 強度ばね鋼。
[6] 請求項 1から 5のいずれ力 1項に記載した化学成分を有する鋼に対して、真ひずみ が 0.10以上の塑性カ卩ェを施した後、
200°C以上での平均昇温速度を 20KZs以上として Tl:850〜： L100°Cに加熱し た後、平均冷却速度 30KZs以上として 200°C以下まで冷却する焼入れ処理を施し その後、 300°C以上での平均昇温速度を 20KZs以上として下記式によって定まる 温度 T2°C以上に加熱した後、 300°C以上での滞在時間 tlを 240sec以下として 30 0°C以下まで冷却する焼戻し処理を施す、耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼 の製造方法。
T2 = 8*[Si] + 47*[Mn] + 21*[Cr] + 140*[V] + 169*[Mo] + 385 但し、 [X]は元素 Xの mass %を示す。
PCT/JP2007/050969 2006-01-23 2007-01-23 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法 WO2007083808A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2007800018535A CN101365820B (zh) 2006-01-23 2007-01-23 抗脆断性能优异的高强度弹簧钢及其制造方法
US12/160,913 US8038934B2 (en) 2006-01-23 2007-01-23 High-strength spring steel excellent in brittle fracture resistance and method for producing same
EP07707232A EP1985721B1 (en) 2006-01-23 2007-01-23 High-strength spring steel excellent in brittle fracture resistance and method for producing same
BRPI0706549A BRPI0706549B1 (pt) 2006-01-23 2007-01-23 mola de aço de alta resistência superior em resistência à fratura frágil e método de fabricação da mesma
AT07707232T ATE486147T1 (de) 2006-01-23 2007-01-23 Hochfester federstahl mit hervorragender beständigkeit gegen spröde frakturen und herstellungsverfahren dafür
CA2632407A CA2632407C (en) 2006-01-23 2007-01-23 High strength spring steel superior in brittle fracture resistance and method for manufacturing the same
DE602007010102T DE602007010102D1 (de) 2006-01-23 2007-01-23 Hochfester federstahl mit hervorragender beständigkeit gegen spröde frakturen und herstellungsverfahren dafür

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006013471A JP4027956B2 (ja) 2006-01-23 2006-01-23 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法
JP2006-013471 2006-01-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007083808A1 true WO2007083808A1 (ja) 2007-07-26

Family

ID=38287750

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2007/050969 WO2007083808A1 (ja) 2006-01-23 2007-01-23 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US8038934B2 (ja)
EP (1) EP1985721B1 (ja)
JP (1) JP4027956B2 (ja)
KR (1) KR101029431B1 (ja)
CN (1) CN101365820B (ja)
AT (1) ATE486147T1 (ja)
BR (1) BRPI0706549B1 (ja)
CA (1) CA2632407C (ja)
DE (1) DE602007010102D1 (ja)
ES (1) ES2352856T3 (ja)
WO (1) WO2007083808A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102189493A (zh) * 2011-04-22 2011-09-21 重庆红旗弹簧有限公司 强化应力抛丸方法及装置
US9970072B2 (en) 2012-12-21 2018-05-15 Kobe Steel, Ltd. High-strength spring steel wire with excellent hydrogen embrittlement resistance, manufacturing process therefor, and high-strength spring

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5353161B2 (ja) * 2008-03-27 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP5682161B2 (ja) * 2009-08-10 2015-03-11 株式会社ジェイテクト 転がり摺動部材の製造方法
US8328169B2 (en) * 2009-09-29 2012-12-11 Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha Spring steel and spring having superior corrosion fatigue strength
JP4900516B2 (ja) * 2010-03-29 2012-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね鋼およびその製造方法
JP5711539B2 (ja) 2011-01-06 2015-05-07 中央発條株式会社 腐食疲労強度に優れるばね
KR101311771B1 (ko) * 2011-05-30 2013-09-25 현대제철 주식회사 소재의 가열방법
BR112014003415B1 (pt) 2011-08-18 2019-05-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Aço para mola e mola
RU2477760C1 (ru) * 2011-12-14 2013-03-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
RU2478134C1 (ru) * 2011-12-14 2013-03-27 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
EP2803742B1 (en) * 2012-01-11 2019-12-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Bolt and method for manufacturing bolt
DE102012111679A1 (de) * 2012-01-19 2013-07-25 Gesenkschmiede Schneider Gmbh Niedrig legierter Stahl und damit hergestellte Bauteile
CN102676946B (zh) * 2012-05-23 2014-04-09 攀枝花市白云铸造有限责任公司 分段硬度低合金钢锤头及其制造方法
JP5364859B1 (ja) * 2012-05-31 2013-12-11 株式会社神戸製鋼所 コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法
CN102719759B (zh) * 2012-07-12 2014-03-26 南车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 高速铁路扣件用弹条用钢及其冶炼生产方法
JP6036396B2 (ja) * 2013-02-25 2016-11-30 新日鐵住金株式会社 耐腐食特性に優れたばね用鋼およびばね用鋼材
JP6212473B2 (ja) * 2013-12-27 2017-10-11 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用圧延材及びこれを用いた高強度ばね用ワイヤ
JP6452454B2 (ja) * 2014-02-28 2019-01-16 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用圧延材および高強度ばね用ワイヤ
JP6208611B2 (ja) * 2014-03-31 2017-10-04 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高強度鋼材
CN104060175B (zh) * 2014-05-27 2017-01-11 安徽红桥金属制造有限公司 一种弹簧及其生产方法
CN105112798A (zh) * 2015-09-01 2015-12-02 广西南宁智翠科技咨询有限公司 一种高韧性弹簧丝
KR101776462B1 (ko) * 2015-12-04 2017-09-20 현대자동차주식회사 코일스프링강
CN105483555B (zh) * 2015-12-11 2017-12-05 贵州大学 弹簧钢及其制备方法及热处理方法
KR101745210B1 (ko) * 2015-12-15 2017-06-09 현대자동차주식회사 고내구 코일스프링강
CN105525208A (zh) * 2016-01-13 2016-04-27 铜陵百荣新型材料铸件有限公司 一种高淬透性弹簧钢的热处理工艺
CN105886930B (zh) * 2016-04-26 2017-12-26 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度耐蚀弹簧钢及其制造方法
CN106191655A (zh) * 2016-08-17 2016-12-07 安徽红桥金属制造有限公司 一种耐磨损抗氧化合金弹簧钢及其热处理工艺
JP6356309B1 (ja) * 2016-10-19 2018-07-11 三菱製鋼株式会社 高強度ばね、およびその製造方法、ならびに高強度ばね用鋼、およびその製造方法
KR20180067758A (ko) * 2016-12-12 2018-06-21 현대자동차주식회사 코일스프링강
AU2018213593A1 (en) * 2017-01-24 2019-08-01 Nippon Steel Corporation Steel material and method for producing steel material
CN107299291B (zh) * 2017-06-30 2019-05-24 武汉钢铁有限公司 一种弹簧钢及其表面脱碳控制工艺
CN110760748B (zh) * 2018-07-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 一种疲劳寿命优良的弹簧钢及其制造方法
CN109881101A (zh) * 2019-03-19 2019-06-14 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度≥2100MPa的耐蚀弹簧用钢及其生产方法
CN109868423A (zh) * 2019-03-19 2019-06-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有优良疲劳性能和耐蚀性能的高强度弹簧用钢及其生产方法
CN109881100A (zh) * 2019-03-19 2019-06-14 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度≥2000MPa的耐蚀弹簧用钢及其生产方法
CN109811266A (zh) * 2019-03-19 2019-05-28 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度≥2000MPa的耐蚀弹簧用钢及其生产方法
CN109735771A (zh) * 2019-03-19 2019-05-10 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有优良疲劳性能和耐蚀性能的高强度弹簧用钢及其生产方法
CN109913767A (zh) * 2019-03-19 2019-06-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度≥2100MPa的耐蚀弹簧用钢及其生产方法
CN111610072A (zh) * 2020-05-09 2020-09-01 唐山钢铁集团有限责任公司 一种板材试样u弯四点弯曲装置
CN111763892A (zh) * 2020-07-31 2020-10-13 南京钢铁股份有限公司 一种高强韧弹簧钢盘条及其制备方法
KR20230024115A (ko) * 2021-08-11 2023-02-20 주식회사 포스코 스프링용 강 및 강선, 그들의 제조방법
CN114990451A (zh) * 2022-08-05 2022-09-02 山东联美弹簧科技股份有限公司 汽车弹簧稳定杆用微合金钢及其制备方法
WO2024136562A1 (ko) * 2022-12-21 2024-06-27 주식회사 포스코 스프링용 선재 및 강선, 스프링, 및 이의 제조방법
KR20240098816A (ko) * 2022-12-21 2024-06-28 주식회사 포스코 영구변형 저항성이 향상된 스프링용 강선 및 그 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07179996A (ja) * 1993-12-22 1995-07-18 Sumitomo Metal Ind Ltd バネ用鋼線及びその製造方法
JP2000169937A (ja) * 1998-10-01 2000-06-20 Suzuki Kinzoku Kogyo Kk 高強度ばね用鋼線およびその製造方法
JP2003003241A (ja) * 2001-06-26 2003-01-08 Nippon Steel Corp 高強度ばね用鋼線
JP2003105485A (ja) * 2001-09-26 2003-04-09 Nippon Steel Corp 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2003213372A (ja) * 2002-01-25 2003-07-30 Sumitomo Denko Steel Wire Kk ばね用鋼線およびばね
JP2004143482A (ja) * 2002-10-22 2004-05-20 Nippon Steel Corp 高強度冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
JP2004315968A (ja) * 2003-03-28 2004-11-11 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06306542A (ja) 1993-04-28 1994-11-01 Kobe Steel Ltd 疲労強度の優れたばね用鋼及びばね用鋼線
JP3634418B2 (ja) * 1994-11-11 2005-03-30 高周波熱錬株式会社 コイルばねの製造方法及び高靭性・高抗張力コイルばね
JPH0941079A (ja) * 1995-05-19 1997-02-10 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JPH10121201A (ja) 1996-10-14 1998-05-12 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度ばね
JPH11302784A (ja) * 1998-04-16 1999-11-02 Nippon Steel Corp 高強度鋼線
JP4173618B2 (ja) * 2000-03-07 2008-10-29 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性マルテンサイト鋼の製造方法
JP2002212665A (ja) 2001-01-11 2002-07-31 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性鋼
JP4248790B2 (ja) 2002-02-06 2009-04-02 株式会社神戸製鋼所 メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP3975110B2 (ja) 2002-04-16 2007-09-12 住友電工スチールワイヤー株式会社 鋼線およびその製造方法ならびにばね
JP4088220B2 (ja) 2002-09-26 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材
CN100445408C (zh) * 2003-03-28 2008-12-24 株式会社神户制钢所 加工性优异的高强度弹簧用钢丝以及高强度弹簧
EP1674588B1 (en) * 2004-12-22 2010-02-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High carbon steel wire material having excellent wire drawability and manufacturing process thereof
JP4476846B2 (ja) 2005-03-03 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼
JP4423254B2 (ja) 2005-12-02 2010-03-03 株式会社神戸製鋼所 コイリング性と耐水素脆化特性に優れた高強度ばね鋼線
JP2007327084A (ja) 2006-06-06 2007-12-20 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
US20080156403A1 (en) 2006-12-28 2008-07-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) Steel for high-speed cold working and method for production thereof, and part formed by high-speed cold working and method for production thereof

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07179996A (ja) * 1993-12-22 1995-07-18 Sumitomo Metal Ind Ltd バネ用鋼線及びその製造方法
JP2000169937A (ja) * 1998-10-01 2000-06-20 Suzuki Kinzoku Kogyo Kk 高強度ばね用鋼線およびその製造方法
JP2003003241A (ja) * 2001-06-26 2003-01-08 Nippon Steel Corp 高強度ばね用鋼線
JP2003105485A (ja) * 2001-09-26 2003-04-09 Nippon Steel Corp 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2003213372A (ja) * 2002-01-25 2003-07-30 Sumitomo Denko Steel Wire Kk ばね用鋼線およびばね
JP2004143482A (ja) * 2002-10-22 2004-05-20 Nippon Steel Corp 高強度冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
JP2004315968A (ja) * 2003-03-28 2004-11-11 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102189493A (zh) * 2011-04-22 2011-09-21 重庆红旗弹簧有限公司 强化应力抛丸方法及装置
US9970072B2 (en) 2012-12-21 2018-05-15 Kobe Steel, Ltd. High-strength spring steel wire with excellent hydrogen embrittlement resistance, manufacturing process therefor, and high-strength spring

Also Published As

Publication number Publication date
JP4027956B2 (ja) 2007-12-26
CN101365820A (zh) 2009-02-11
CA2632407C (en) 2012-04-03
BRPI0706549B1 (pt) 2015-09-08
US20100224287A1 (en) 2010-09-09
JP2007191776A (ja) 2007-08-02
EP1985721B1 (en) 2010-10-27
KR101029431B1 (ko) 2011-04-14
ES2352856T3 (es) 2011-02-23
BRPI0706549A2 (pt) 2011-03-29
CN101365820B (zh) 2013-03-27
DE602007010102D1 (de) 2010-12-09
ATE486147T1 (de) 2010-11-15
EP1985721A1 (en) 2008-10-29
KR20080080210A (ko) 2008-09-02
CA2632407A1 (en) 2007-07-26
US8038934B2 (en) 2011-10-18
EP1985721A4 (en) 2010-03-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4027956B2 (ja) 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法
JP6766887B2 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP4476846B2 (ja) 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼
JP6004140B1 (ja) オーステナイトステンレス鋼及びその製造方法
JP4423254B2 (ja) コイリング性と耐水素脆化特性に優れた高強度ばね鋼線
CN109642282B (zh) 双相不锈钢及其制造方法
JP6088252B2 (ja) ボルトおよびボルトの製造方法
JP5366609B2 (ja) 耐食性の良好な省合金二相ステンレス鋼材とその製造方法
JP4927899B2 (ja) ばね用鋼およびその製造方法並びにばね
US20190284666A1 (en) NiCrFe Alloy
EP3112491A1 (en) Rolled material for high strength spring, and wire for high strength spring
JP6027302B2 (ja) 高強度焼戻し省略ばね用鋼
JP4486040B2 (ja) 冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
TW201825694A (zh) 高錳鋼板及其製造方法
TW201441382A (zh) 具有優良的耐氫脆性之高強度彈簧用鋼線材及其製造方法以及高強度彈簧
JP7188466B2 (ja) ボルト、及びボルト用鋼材
JP6852805B2 (ja) 低温用ニッケル含有鋼
JP6852806B2 (ja) 低温用ニッケル含有鋼
CN115349024A (zh) 不锈钢无缝钢管和不锈钢无缝钢管的制造方法
JP6620662B2 (ja) 液体水素用Ｎｉ鋼
JP6620660B2 (ja) 液体水素用Ｎｉ鋼
JP7111253B2 (ja) ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP4952708B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP6620659B2 (ja) 液体水素用Ｎｉ鋼
JP4332446B2 (ja) 冷間加工性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼、並びに耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2632407

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007707232

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200780001853.5

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12160913

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020087017894

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 3861/CHENP/2008

Country of ref document: IN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0706549

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20080715